ПУТИ ПОВЫШЕНИЯ ПРОКАЛИВАЕМОСТИ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ БОРСОДЕРЖАЩИХ СТАЛЕЙ

Данное сообщение базируется на результатах экспериментальных исследований, выполненных на модельных сплавах системы Fe — С — В с различным содержанием бора и углерода, а также на промышленных углеродистых и низколегированных сталях конструкционного назначения.

Прокаливаемость определяли экспериментально по торцевой пробе, используя имеющиеся данные относительно твердости структуры, содержащей 90 и 50 % мартенсита. В случае отсутствия таких данных для определения полумартенситной прокаливаемости использовали методику работы [1], не требующую априорного знания соответствующей твердости. Распределение бора* в металле исследовали методом трековой авторадиографии [2].

Основные положения, объясняющие физическую природу высокой эффективности влияния бора на структурообразование сплавов железа при закалке, заключаются в следующем. Сильная деформация решетки в окрестности растворенного атома определяет очень низкую растворимость бора в железе и ее зависимость от дефектности решетки (рис.1). При содержании углерода более 5010наблюдается сйльная зависимость растворимости бора в аустените от температуры [3], что обусловливает его стремление к сегрегации на структурных дефектах при охлаждении стали от повышенных температур. Высокая диффузионная подвижность бора в аустените способствует тому, что полностью подавить сегрегацию бора на дефектах, и в первую очередь на границах аустенитных зерен, не удается даже при скорости охлаждения 1000 °С/с [4]. Если развитие сегрегации не достигает стадии образования обособленных выделений избыточной фазы, такая сегрегация тормозит зарождение феррита, стабилизируя тем самым аустенит. Вместе с тем опережающая сегрегация бора на границах зерен способствует повышению содержания и равномерности распределения углерода в объеме аустенита. Сильные искажения решетки, обусловленные пересыщением твердого раствора бором при ускоренном охлаждении, стимулируют реализацию сдвигового мартенситного превращения.

Влияние различных факторов на прокаливаемосгъ борсодержащих сталей. Проблеме влияния различных факторов на прокали ваемость микролегированных бором сталей посвящены многие исследования, однако как результаты этих исследований, так и их интерпретация* оказались весьма противоречивыми. Однако в данном сообщении сделана попытка обсудить различные факторы последовательно с учетом изложенных выше представлений о физической природе воздействия бора на структурообразование сталей.

Содержание бора в стали. Можно считать общепринятым, что благоприятное влияние на прокаливаемость оказывает только та часть содержащегося в стали "эффективного** бора, которая будет переведена в твердый раствор при нагреве под закалку. Наличие в аустени те частиц борсодержащей фазы способствует его распаду по диффузионному механизму вследствие сегрегации бора (и углерода) на поверхности этих частил при охлаждении. Поэтому оптимальное содержание бора в стали тесно связано с температурой аустенитизации и скоростью последующего охлаждения.

Температура нагрева под закалку. Максимальное количество бора, переводимое в твердый раствор, определяется температурой нагрева под закалку (Г3). Исследования, выполненные на низкоуглеродистых сплавах Fe — В, показывают (рис.2), что повышение Тъ изменяет характер структуры и твердость только до того момента, пока не будут исчерпаны

возможности увеличения концентрации бора в растворе аустенита. При постоянной Тъ содержание растворенного бора и соответственно прокаливаемость сталей могут быть повышены в результате увеличения дефектности кристаллической решетки аустенита (например, за счет применения многократной закалки) [5].

Поскольку используемые в производственной практике Тъ борсодержащих сталей определяются, как правило, только содержанием в них углерода и соответствуют крайне низкой растворимости бора, то и рекомендуемые обычно концентрации "эффективного” бора составляют (10 — 15)* 10~4 %. Однако выплавка подобного сплава создает серьезные технологические затруднения и не позволяет в полной мере использовать благоприятное влияние бора на прокаливаемость.

Установлено, что для сталей промьппленной выплавки (12Г1Р, 20Г2Р, ЗОХРА, 50Р) полу мартенситная прокаливаемость (Я50) монотонно возрастает с увеличением Т3 до 1050 — 1080 °С, а глубина зоны, содержащей более 90 % мартенсита (Я^), изменяется по кривой с максимумом (рис.3,я). Для сталей с содержанием (20г30) • ю~4 % В температуры аустенитизации, соответствующие максимальному значению П^, превышают обычно рекомендуемые на 80 — 100 °С (рис.4,а).

Значения П50 возрастают с увеличением содержания углерода в стали, тогда как эффективность влияния бора на прокаливаемость, оцениваемая величиной борфактора /в = &И.К/&И 0>и.к идеальный критический диаметр, определяемый из эксперимента; — средний критический диаметр аналогичной стали, не содержащей бор), при этом снижается (рис.4,5). На наш взгляд, это связано с уменьшением вклада бора в общий уровень упругих напряжений, обусловленных пересыщением твердого раствора (углеродом и бором) при ускоренном охлаждении. При одинаковом содержании углерода увеличению борфактора способствует повышение Т3 (кривая 2 на рис.4,5).

Размер зерна аустенита. В борее держащих сталях при нагреве до определенных температур размер аустенитного зерна увеличивается сначала медленно, а затем наблюдается его быстрый рост (см. рис.3,5). Это связано с проявлением наследственной мелкозернистости, обусловленной присутствием в стали сильных нитридообразователей титана и алюминия. После превышения "пороговой” температуры, значение которой тем выше, чем меньше содержание углерода в стали (для исследованных сталей 910 — 1030 °С), рост зерен происходит по механизму "слияния", что приводит к заметной разнозернистости. Температурное положение максимума. Псоответствует максимальному значению /в и примерно совпадает с началом интенсивного роста аустенитного зерна (см. рис.З).

Иное поведение свойственно "базовым" сталям, не содержащим бор. Значения как П50, так и П9о линейно возрастают с увеличением Г3, а изменение размеров аустенитного зерна подчиняется экспоненциальному закону, что характерно для наследственно крупнозернистых сталей.

Интенсивность охлаждения. Вследствие отмеченной ранее сильной склонности бора к сегрегации на структурных дефектах при охлаждении из аустенитной области скорость охлаждения при закалке играет исключительно важную роль в формировании структуры борсодержащих сталей. Уход бора на границы зерен из прилегающих объемов твердого раствора облегчает зарождение феррита. Скорость охлаждения, при которой схепень развития сегрегаций оказывается достаточной для реализации диффузионного превращения в объемах аустенита, обедненных бором, тем выше, чем меньше углерода в стали. При этом охлаждение в масле, часто используемое при закалкз сталей, содержащих более (10 — 15)10_4% В, может приводить к образованию выделений борсодержащей фазы на границах аустенитных зерен. Это подтверждается авторадиографическим анализом образцов стали ЗОХРА (^0,005 % В) сечением 10 х 10 мм, закаленных в масле от 860 °С, и способствует появлению троостита и феррита в структуре (аналогичными причинами обусловлена нестабильность результатов термической обработки сталей типа 20Г2Р при закалке в масле). Напротив, сталь ЗОХ без бора, закаленная по тому же режиму, имеет чисто мартенситную структуру. Увеличение интенсивности охлаждения (замена масла водой) при одновременном повышении Т3 способствует получению однородной мартенситной структуры той же плавки стали ЗОХРА. Промышленные испытания варианта высокотемпературной закалки с интенсивным охлаждением деталей сложной формы из стали ЗОХРА подтвердили отмеченный рядом исследователей факт, что микролегирование бором снижает склонность к короблению и растрескиванию при закалке.

Увеличение содержания углерода снижает интенсивность адсорбции бора на межзеренных границах и уменьшает ширину приграничных зон, обедненных бором, вследствие уменьшения его подвижности.

Продолжительность пред закалочной паузы. Опубликованные данные по влиянию продолжительности паузы между окончанием нагрева и началом интенсивного охлаждения на прокаливаемость борсодержащих сталей очень противоречивы. В связи с этим исследовали влияние продолжительности подстуживания на воздухе в интервале 1 — 30 с на прокаливаемость стали 2СГ2Р при торцевой закалке от 930 °С [6]. Изменение температуры в соответствующих зонах образца в зависимости от величины паузы определяли на основе теплотехнических расчетов. Измеренные значения прокаливаемости сопоставляли со значениями прокаливаемости после закалки непосредственно от рассчитанных температур (с паузой < 1 с).

Влияние технологических параметров термической обработки на структуру и свойства борсодержащих сталей. При закалке от "стандартных" температур микроструктура зоны, соответствующей П^, в исследованных борсодержащих сталях представляет собой мартенсит и бейнит; в зоне с полумартенсит ной твердостью к ним добавляется доэвтекто идный феррит. Структура аналогичных зон в "базовых" сталях — мартенсит и троостит. Повышение Г3. не оказывает влияния на твердость мартенсита, а увеличение твердости на одинаковом расстоянии от закаливаемого торца обусловлено уменьшением доли феррита в структуре. Так, в стали 20Г2Р после закалки от 1050 °С структура зоны с полумартенсит ной твердостью — мартенситнобейнитная, феррит в этой зоне полностью отсутствует.

При идентичной структуре закаленной стали повышение Г3 практически не оказывает влияния на показатели прочности и пластичности как борсодержащих, так и "базовых" сталей, в том числе и после отпуска. Однако характер изменения ударной вязкости в низ коотпущенном состоянии существенно отличается. Если для сталей, не содержащих бор, рост аустенитного зерна, связанный с увеличением Г3, приводит к снижению KCU, то для сталей* с бором вязкость, напротив, возрастает. Максимальное ее значение достигается при Г3, соответствующей максимуму П^. Закалка от более высокой температуры приводит к некоторому снижению вязкости, но и в этом случае ее значение превышает уровень, достигаемый при "стандартной" закалке. Повышение концентрации и равномерности распределения бора в аустените способствует формированию более однородной структуры, что с избытком компенсирует отрицательное влияние роста зерна аустенита. С повышением температуры отпуска различие в ударной вязкости борсодержащих и "базовых" сталей нивелируется.

При "стандартной" закалке наличие в стали бора не оказывает значимого влияния на разупрочнение стали при отпуске. Высокотемпературная закалка тормозит распад мартенсита борсодержащих сталей [7]: начало интенсивного снижения твердости смещается на 50 °С (рис.6). При одинаковой температуре отпуска дисперсность карбидных частиц в борсодержащих сталях выше, чем в сталях без

Ряс. 6. Изменение твердости сталей после высокотемпературной зДкалки и отпуска: сплошные линии — стали с бором; пунктирные стали без бора бора, а игольчатое строение ферритной составляющей сохраняется вплоть до температур отпуска ~700 °С. С увеличением содержания углерода интенсивность влияния бора на процессы, протекающие при отпуске, снижается.

Проведенные исследования позволяют заключить, что характер структуры, формирующейся при закалке борсодержащих сталей, определяется содержанием бора в пересыщенном утвердом растворе охлаждаемой стали. Чем выше содержание бора, тем больше эффективность его влияния на прокаливаемость стали. В соответствии с этим повышение концентрации "эффективного" бора до* (20 40)10~4% при одновременном увеличении температуры аустенитизации и интенсивности охлаждения при закалке, а также сокращение продолжительности предзакалочной паузы способствуют повышению однородности структуры и прокаливаемости термоупрочненной стали. Использование высокотемпературной закалки борсодержащих сталей способствует повышению вязкости стали в низкоотпущенном состоянии и устойчивости против ее разупрочнения при отпуске.

СБОРНИК НАУЧНЫХ ТРУДОВ Черная металлургия России и стран СНГ в XXI веке. Т о м 5, Москва 1994